KR101657847B1 - 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 측면은, 중량 %로, C: 0.04~0.07%, Si: 0.01~0.7%, Mn: 1.5~2.3%, P: 0.001~0.06%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cu: 0.0001~0.15%, B: 0.0001~0.005%, N: 0.001~0.013%, Cr: 0.001~0.7%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Mn, P 및 Cr의 함량은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 C, Si, Mn, P 및 S의 함량은 하기 관계식 2를 만족하는 고강도 냉연강판을 제공한다.
[관계식 1]
0.001≤0.05-(wt%C)+0.01(wt%Si)+0.01(wt%Mn)-0.06(wt%P)+0.01(wt%Cr)≤0.025
[관계식 2]
0.1≤{(wt%C)+(wt%Si)/30+(wt%Mn)/20+(wt%P)×2+(Wt%S)×4}≤0.5
(여기서, 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미함)

Description

박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SURFACE QUALITY OF THIN SLAB, WELDABILITY AND BENDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 구조 부재로 바람직하게 사용될 수 있는 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 들어 자동차 연비 규제에 대응하기 위하여, 자동차 구조 부재의 고강도화 및 경량화가 빠르게 진행되고 있다. 이러한 자동차 구조 부재는 통상적으로 냉간 프레스 성형에 의해 제조되고, 부품 간 점용접(spot welding)에 의해 조립되어 차체에 장착된다. 따라서, 이러한 자동차 구조 부재로 사용되는 냉연강판은 정밀한 치수 공차를 가져야 하며, 우수한 성형성을 확보하기 위해 높은 연신율 및 적정한 항복강도를 가져야 한다. 이러한 이유로 통상적으로는 이상조직을 갖는 냉연 DP(Dual Phase) 강판, 다상 복합조직을 갖는 냉연 CP(Complex Phase) 강판이 자동차 구조 부재용 강판으로 적용되고 있다.
고강도 냉연강판 제조에 관한 대표적인 기술로는 특허문헌 1 내지 3이 있다. 그런데, 상기 기술들은 저속 연주에 의해 슬라브를 제조하고, 제조된 슬라브의 재가열을 필수로 실시하는 기존 밀 공정에 의한 냉연강판 제조기술에 관한 것으로써, 고속 연주에 의한 박 슬라브 공정에는 효과적으로 적용하기 어려운 실정이다.
한편, 박 슬라브 공정에 의한 고강도 냉연강판 제조에 관한 대표적인 기술로 특허문헌 4 및 5가 있다. 그런데, 이들 기술 역시 탄소 함량이 높아 고속 연주 공정에는 효과적으로 적용하기 어려운 실정이다.
일본 공개특허공보 제2004-018911호 미국 공개특허공보 제2009-0242085호 일본 공개특허공보 제2004-076114호 미국 공개특허공보 제2009-0071575호 미국 등록특허공보 제8366844호
본 발명의 일 측면은, 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여 본 발명의 일 측면은, 중량 %로, C: 0.04~0.07%, Si: 0.01~0.7%, Mn: 1.5~2.3%, P: 0.001~0.06%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cu: 0.0001~0.15%, B: 0.0001~0.005%, N: 0.001~0.013%, Cr: 0.001~0.7%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Mn, P 및 Cr의 함량은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 C, Si, Mn, P 및 S의 함량은 하기 관계식 2를 만족하는 고강도 냉연강판을 제공한다.
[관계식 1]
0.001≤0.05-(wt%C)+0.01(wt%Si)+0.01(wt%Mn)-0.06(wt%P)+0.01(wt%Cr)≤0.025
[관계식 2]
0.1≤{(wt%C)+(wt%Si)/30+(wt%Mn)/20+(wt%P)×2+(Wt%S)×4}≤0.5
(여기서, 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미함)
또한, 본 발명의 다른 일 측면은, 중량 %로, C: 0.04~0.07%, Si: 0.01~0.7%, Mn: 1.5~2.3%, P: 0.001~0.06%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cu: 0.0001~0.15%, B: 0.0001~0.005%, N: 0.001~0.013%, Cr: 0.001~0.7%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Si, Mn, P 및 Cr의 함량은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 C, Si, Mn, P 및 S의 함량은 하기 관계식 2를 만족하는 용강을 4.5~7mpm의 속도로 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 200~600mpm의 범위 내에서 등속으로 조압연 및 마무리압연하고, 상기 마무리압연시 800~880℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 500~650℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 40~75%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 780~830℃에서 연속 소둔하는 단계; 상기 연속 소둔된 냉연강판을 650~750℃의 1차 냉각종료온도까지 1~10℃/sec의 1차 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 440~560℃의 2차 냉각종료온도까지 5~20℃/sec의 2차 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각된 냉연강판을 상기 2차 냉각종료온도에서 과시효 처리하는 단계를 포함하는 고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
0.001≤0.05-(wt%C)+0.01(wt%Si)+0.01(wt%Mn)-0.06(wt%P)+0.01(wt%Cr)≤0.025
[관계식 2]
0.1≤{(wt%C)+(wt%Si)/30+(wt%Mn)/20+(wt%P)×2+(Wt%S)×4}≤0.5
(여기서, 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미함)
덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 냉연강판은 고속 연주 공정에 의하더라도 표면 품질이 우수할 뿐만 아니라, 용접성 및 굽힘 가공성이 매우 우수한 장점이 있다.
도 1은 본 발명에 적용되는 미니밀 공정을 설명하기 위한 모식도이다.
도 2는 본 발명의 발명예 1에 따른 냉연강판을 경면 처리한 후, 미세조직을 관찰한 (a) 광학현미경 사진 및 (b) EBSD 이미지이다.
도 3은 본 발명의 발명예 8에 따른 냉연강판을 경면 처리한 후, 미세조직을 관찰한 (a) 광학현미경 사진 및 (b) EBSD 이미지이다.
본 발명자들은 고속 연주 공정에 의하더라도 표면 품질이 우수할 뿐만 아니라, 용접성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판을 제조하기 위해 연구를 행하던 중, 합금 조성을 적절히 제어하고, 미니밀 공정을 통한 연연속 압연법의 적용과 동시에 기존의 밀 공정보다 낮은 온도에서 마무리 압연 및 등속압연을 통해 표면 품질이 우수할 뿐만 아니라, 용접성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판을 제공할 수 있다는 식견에 근거하여 본 발명을 완성하게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면인 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 고강도 냉연강판의 합금 조성 및 성분 범위에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.04~0.07중량%
탄소는 강 중 탄화물을 형성하거나 혹은 페라이트에 고용되어 냉연강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.04중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 고속 연주에 의한 박 슬라브 제조시 불균일한 두께의 응고셀이 형성되어 주편 결함 또는 용강유출과 같은 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, 상기 탄소 함량은 0.07중량% 이하인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.7중량%
실리콘은 페라이트 고용강화 및 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트 안정성을 높여 강판의 연성을 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 목표 재질은 확보할 수 있으나, 슬라브 제조시 응고 불균일 반응을 초래하여 표면 품질이 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 실리콘 함량은 0.7중량% 이하인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.5~2.3중량%
망간은 페라이트 형성을 억제하고, 오스테나이트 안정성을 높여 저온 변태상의 형성을 용이하게 하여 강의 강도를 증가시킨다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 1.5중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 목표 재질은 확보할 수 있으나, 아포정 탄소 범위로 인해 슬라스 제조시 응고 불균일 반응이 초래하여 표면 품질이 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 망간 함량은 2.3중량% 이하인 것이 바람직하다.
인(P): 0.001~0.06중량%
인은 강판의 강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.008중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 연주 및 압연시 결정립계, 상간 입계에 또는 이들 모두에 편석되어 취성을 유발할 수 있고, 프레스 성형성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 인은 0.06중량% 이하인 것이 바람직하다.
황(S): 0.001~0.02중량%
황은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 슬라브 표면 결함을 유발할 뿐만 아니라, 강판의 연성 및 용접성을 저하시키는 원소이다. 따라서, 상기 황은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하나, 제조 공정상 0.001중량% 미만으로 제어하기는 매우 곤란하다. 한편, 상기 황 함량이 0.02중량%을 초과하는 경우에는 강 중 MnS 개재물이 과다 형성될 수 있고, 이러한 MnS 개재물은 연주 응고 중 편석되어 고온 크랙을 유발할 수 있어 강판의 연성 및 용접성을 저해할 수 있다. 따라서, 상기 황 함량은 0.001~0.02중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.001~0.1중량%
알루미늄은 강 중 산소와 반응하여 강의 청정성 개선에 기여하며, 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정성을 높임으로써 연성 향상에 기여하는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 중 질소와 반응하여 AlN을 형성함으로써, 박 슬라브 제조시 코너 크랙을 유발하여 슬라브 또는 강판의 품질을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 알루미늄 함량은 0.1중량% 이하인 것이 바람직하고, 0.07중량% 이하인 것이 보다 바람직하다.
구리(Cu): 0.0001~0.15중량%
구리는 강판의 내식성을 증가시키며, 석출물을 형성하거나 혹은 미세조직 내 고용되어 강판의 강도를 증가시킨다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.0001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.01중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 슬라브 제조 과정에서 표면에 액상으로 농화되어 주편 결함을 발생시킬 수 있으며, 열연강판 표면에 스케일을 잔존시켜 산세 품질을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 구리 함량은 0.15중량% 이하인 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0001~0.005중량%
보론은 강판의 제조과정에서 오스테나이트 변태를 지연시켜 강의 경화능을 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.0001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.001중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강의 경화능이 지나치게 증가하여 강의 연성 저하 및 굽힘 가공성의 저하를 초래할 수 있다. 따라서, 상기 보론 함량은 0.005중량% 이하인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.013중량%
질소는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.0030중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 석출물 형성 원소와 반응하여 석출 강화 효과를 증가시키지만, 연성의 급격한 하락을 초래할 수 있다. 따라서, 상기 질소 함량은 0.013중량% 이하인 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.001~0.7중량%
크롬은 경화능을 증가시켜 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.030중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 크롬 함량은 0.7중량% 이하인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.001~0.1중량%
티타늄은 강 중 탄질화물을 형성하여 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.01중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 제조 비용이 상승할 뿐만 아니라, 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 티타늄 함량은 0.1중량% 이하인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.001~0.05중량%
니오븀은 강 중 탄질화물을 형성하여 고온에서 오스테나이트 결정립을 미세화하는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.01중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 제조 비용이 상승할 뿐만 아니라, 과도한 (Ti,Nb)CN 형성으로 인해 슬라브의 취성을 유발하거나 높은 압연 변형 저항으로 열연강판의 제조를 어렵게 하고, 강판의 연성을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 니오븀 함량은 0.05중량% 이하인 것이 바람직하고, 0.03중량% 이하인 것이 보다 바람직하다.
바나듐(V): 0.001~0.1중량%
바나듐은 강 중 탄질화물을 형성하여 고온에서 오스테나이트 결정립을 미세화하는 원소이다. 한편, 바나듐의 결정립 미세화 효과는 니오븀에 비해 작지만, 석출 온도가 낮아 주로 페라이트 결정립에서 석출하기 때문에 주편 슬라브의 크랙 발생을 저감시키는데 매우 효과적이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 제조 비용이 상승할 뿐만 아니라, 과도한 석출물 형성으로 인해 열연강판의 제조를 어렵게 하는 문제가 있다. 따라서, 상기 바나듐 함량은 0.1중량% 이하인 것이 바람직하고, 0.07중량% 이하인 것이 보다 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
한편, 상기와 같은 성분범위를 갖는 강재의 합금설계시, 상기 C, Si, Mn, P 및 Cr의 함량은 하기 관계식 1을 만족하도록 하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1은 불균일 응고 반응을 최소화하여 고속 연주가 가능한 합금 원소의 조합을 인자화한 것으로, 그 값이 지나치게 낮을 경우, 충분한 경화능을 확보하기 어려운 문제가 있다. 따라서, 0.001 이상으로 제어하는 것이 바람직하고, 0.01 이상으로 제어하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 값이 지나치게 높을 경우, 제조원가가 증가하는 문제가 있다. 따라서, 0.025 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
0.001≤0.05-(wt%C)+0.01(wt%Si)+0.01(wt%Mn)-0.06(wt%P)+0.01(wt%Cr)≤0.025
(여기서, 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미함)
또한, 상기와 같은 성분범위를 갖는 강재의 합금 설계시, 상기 C, Si, Mn, P 및 S의 함량은 하기 관계식 2를 만족하도록 하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 2는 점 용접성을 나타내는 탄소 당량을 인자화한 것으로, 그 값이 지나치게 낮을 경우, 강의 경화능 확보가 어려워 재질을 확보하는데 어려움이 있다. 따라서, 0.1 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 그 값이 지나치게 높을 경우, 재질 확보는 용이하지만 고속 연주가 곤란한 문제가 있다. 따라서, 0.5 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
0.1≤{(wt%C)+(wt%Si)/30+(wt%Mn)/20+(wt%P)×2+(Wt%S)×4}≤0.5
(여기서, 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미함)
본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기와 같은 성분범위를 갖는 강재의 합금 설계시, 상기 C, N, Ti, Nb 및 V의 함량은 하기 관계식 3을 만족하도록 하는 것이 보다 바람직하다. 하기 관계식 3을 석출물을 형성하는 원소들의 함량을 적절하게 조합하여 석출 효과를 최대화하여 외관 품질에 불량이 작은 소재를 확보하기 위한 것이다. 만약, 그 값이 지나치게 낮을 경우에는 목표하는 재질을 확보하는데 어려움이 있다. 따라서, 0.03 이상으로 제어하는 것이 바람직하고, 0.1 이상으로 제어하는 것이 보다 바람직하다. 반면, 그 값이 지나치게 높을 경우에는 제조 원가의 급격한 증가를 초래한다. 따라서, 0.8 이하로 제어하는 것이 바람직하고, 0.5 이하로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
[관계식 3]
0.03≤[{(mol%Ti)/+(mol%Nb)+(mol%V)}/{(mol%C)+(mol%N)}]≤0.8
(여기서, 소괄호는 각각 해당 원소의 중량%를 해당 원소의 원자량으로 나눈 값을 의미함)
본 발명의 냉연강판의 미세조직은 면적분율로, 30~55%의 페라이트(ferrite), 25~65%의 베이나이트(bainite) 및 5~20%의 마르텐사이트(martensite)를 포함할 수 있으며, 보다 바람직하게는 30~40%의 페라이트(ferrite), 45~65%의 베이나이트(bainite) 및 5~15%의 마르텐사이트(martensite)를 포함할 수 있다. 상기와 같은 미세조직을 확보함으로써, 780MPa 이상의 인장강도, 0.4~0.9의 항복비 및 14% 이상의 연신율을 확보할 수 있다.
본 발명의 냉연강판은 TiC 및 (Ti,Nb)CN 석출물을 포함하는데, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 이들의 평균 크기는 20nm 이하(0nm 제외)일 수 있으며, 보다 바람직하게는 10nm 이하(0nm 제외)일 수 있다. 고속 연주에 의해 상대적으로 빠른 냉각속도로 응고 및 연속적으로 냉각되는 경우에 주편 내 미세조직에 석출하는 석출물은 석출 지연 효과에 의해 상대적으로 낮은 온도에서 미세하게 석출할 수 있기 때문인 것으로 추측된다.
또한, 본 발명의 냉연강판은 (Cu.Mn)S 개재물을 포함하는데, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 (Cu,Mn)S 개재물의 평균 크기는 20nm 이하(0nm 제외)일 수 있으며, 보다 바람직하게는 10nm 이하(0nm 제외)일 수 있다. 상기 언급된 것과 유사한 이유로 (Cu,Mn)S 개재물의 크기가 매우 미세한 것으로 추측된다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명에 적용되는 미니밀 공정에 대하여 상세히 설명한다.
도 1은 본 발명에 적용되는 미니밀 공정을 설명하기 위한 모식도이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명에 적용되는 미니밀 공정은 연속주조, 조압연, 마무리압연, 냉각 및 권취 단계로 구성되며, 이후, 통상적인 설비를 통해 냉간압연 및 연속 소둔 단계를 거쳐 냉연강판으로 제조된다. 이때, 상기 미니밀 공정에서의 각 단계의 조업 조건을 제어하되, 조압연-마무리압연-권취의 구동속도(질량유속)가 동일하도록 제어함으로써 등속압연하되, 코일박스를 사용하는 단속적인 열간압연 방법을 적용하거나, 또는 코일박스 사용이 없는 연속적인 방법으로 열연강판을 얻는 것을 특징으로 한다.
도 1의 미니밀 공정을 보다 상세히 설명하면, 연속 주조기(10)에서는 30~150mm 두께의 박 슬라브(a)가 얻어진다. 이는 기존 밀의 연속 주조기에서 생산하는 200mm 이상의 두께를 갖는 슬라브와 대비하여 상당히 얇은 두께를 가지며, 이러한 슬라브를 박 슬라브(thin slab)라고 한다. 상기 박 슬라브는 연속적인 과정으로 바로 조압연기(20)로 이송되어 조압연되기 때문에 슬라브 자체의 열원을 그대로 이용할 수 있어 에너지 절감이 가능하고, 이러한 과정에 의해 연주 및 조압연 과정에서 일어날 수 있는 미세조직 및 석출물 형성의 천이 과정이 기존 밀과 대비하여 다르게 되며, 최종적으로 제조되는 강판의 기계적 물성이 달라지게 된다. 한편, 상기 박 슬라브의 두께가 150mm를 초과하는 경우에는 기존 밀 대비 차이가 적어지게 되고, 30mm 미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 이를 해결하기 위해서는 부가적으로 가열 설비를 설치할 수는 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 박 슬라브는 조압연기(20) 및 마무리압연기(50)에서 원하는 최종 두께로 압연되고, 런아웃 테이블(ROT)(60)을 통해 냉각된 다음, 권취기(70)에서 일정한 온도로 권취됨으로써 열연강판으로 제조된다. 본 발명은 앞서 언급한 바와 같이, 조압연기(20)-마무리압연기(50)-권취기(60)의 가동 속도가 동일하도록 제어하여 등속압연하는 것을 특징으로 하며, 연주속도와 압연속도가 차이가 나게 될 경우, 이 차이를 보상하기 위해, 마무리압연기(50)의 앞에 코일 박스(40)를 설치하여 유도 가열기(30)를 통과한 바 플레이트(bar plate)(b)를 1차 권취하도록 구성할 수도 있다.
이하, 각 단계의 구체적인 조업 조건에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 전술한 합금 조성을 만족하는 용강을 준비한 뒤, 연속주조기(10)에서4.5~7mpm(meter per minute)의 속도로 연속주조하여 박 슬라브를 얻는다. 주조 속도를 4.5mpm 이상으로 제어하는 까닭은, 주조와 압연 과정이 연결되어 이루어지기 때문에 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 수준 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 다만, 주조 속도가 지나치게 빠를 경우에는, 용강 탕면 불안정에 의한 조업 성공율이 저감될 우려가 있으므로, 상기 주조 속도는 7mpm 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
이후, 상기 연속주조에 의해 얻어진 박 슬라브를 2~4개의 압연 스탠드로 구성되는 조압연기(20)에 의해 조압연한 후, 상기 조압연을 통해 얻어진 바 플레이트(b)를 마무리압연기(60)에서 마무리압연하여 열연강판을 얻는다.
이때, 등속압연을 통해 연속주조부터 권취공정까지 동일한 매스 플로우(mass flow)가 될 수 있도록 제어함이 바람직하며, 압연 속도는 200~600mpm의 범위 내로 제어하는 것이 바람직하며, 300~500mpm의 범위 내로 제어하는 것이 보다 바람직하다. 이는, 압연속도가 과도하게 느릴 경우 열연강판의 온도 확보가 곤란하며, 과도하게 빠를 경우 압연 제어시 오작동에 의한 판파단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며, 열연 온도를 목표 온도로 제어하기 곤란하기 때문이다.
한편, 본 발명은 마무리 압연 온도를 기존 밀 공정보다 낮은 온도인 880℃ 이하(보다 바람직하게는 850℃ 이하)로 낮게 제어함을 특징으로 하는데, 이는 연연속압연 조업의 안정도를 높이고, 마무리압연시 발생할 수 있는 열연 스케일 결함 발생을 최소화하기 위함이다. 뿐만 아니라, 이러한 저온 압연은 미재결정 오스테나이트의 분율을 증가시켜 결정립 미세화에도 도움이 된다. 다만, 마무리 압연온도가 지나치게 낮을 경우에는 압연 부하가 증가할 우려가 있는 바, 상기 마무리 압연온도는 800℃ 이상으로 제어함이 바람직하며, 830℃ 이상으로 제어함이 보다 바람직하다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 조압연기 입측에서 박 슬라브의 표면 온도(즉, 조압연시 박 슬라브의 인입온도)는 1000~1200℃일 수 있으며, 보다 바람직하게는 1000~1100℃일 수 있다. 상기 박 슬라브의 표면 온도가 1000℃ 미만인 경우에는 조압연 하중의 증가 및 조압연 과정에서 바 플레이트 에지부에 크랙이 발생할 우려가 있고, 이 경우 열연강판의 에지부 결함을 초래할 우려가 있다. 한편, 상기 박 슬라브의 표면 온도가 1200℃를 초과하는 경우에는 열연 스케일 발생에 따른 표면 품질 저하 또는 주편의 미응고에 따른 슬라브 형상 변형이 일어날 우려가 있다.
또한, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 조압연시 누적 압하율은 60~90%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 60~80%일 수 있다. 조압연시 누적 압하율이 높을수록 본 발명에서 목표로 하는 우수한 박슬라브 표면 품질을 갖는 강판을 제조하는데 유리하다. 또한, 조압연시 누적 압하율이 높을수록 연주 주편(박 슬라브) 내부에 형성된 연주 미세조직 및 합금 성분 분포를 균일하게 하는데 도움이 된다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는 누적 압하율을 60% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 누적 압하율이 지나치게 높을 경우 압연 변형 저항이 커져 조업상에 어려움을 유발할 수 있으므로, 상기 누적 압하율은 90% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 런아웃테이블(ROT, 60)에서 목표로 하는 권취 온도까지 연속 냉각하고, 권취기(70)에서 권취한다. 이때, 냉각속도는 당해 기술분야에서 통상적인 범위를 가질 수 있다.
권취 온도는 500~650℃인 것이 바람직하고, 550~600℃인 것이 보다 바람직하다. 만약, 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 불규칙 형상의 페라이트가 형성되어 미세조직의 불균일성이 증가될 수 있으며, 반면, 650℃를 초과하는 경우에는 펄라이트 형성에 따른 굽힘가공성 열화를 초래할 수 있다.
상기 권취 후에는 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함할 수 있으며, 이를 통해 열연강판의 표면에 형성된 스케일을 제거할 수 있다. 상기 산세공정은 당해 기술분야에서 행하여지는 통상의 방법을 모두 이용할 수 있다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 이때, 압하율은 40~75%인 것이 바람직하며, 50~65%인 것이 보다 바람직하다. 만약, 압하율이 40% 미만인 경우에는 소둔시 재결정이 일어나지 아니할 위험이 있으며, 반면 75%를 초과하는 경우에는 압연 변형 저항이 크게 증가하여 압연이 어려워지는 문제가 있다.
이후, 상기 냉연강판을 연속 소둔한다. 이때, 소둔 온도는 780~830℃인 것이 바람직하고, 800~820℃인 것이 보다 바람직하다. 만약, 소둔 온도가 780℃ 미만인 경우에는 목표 인장강도 확보에 어려움이 있으며, 반면, 830℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표하는 적정한 베이나이트 분율 확보에 어려움이 있을 뿐만 아니라, 도금강판의 표면 품질 저하를 초래할 우려가 있다.
이후, 상기 연속 소둔된 냉연강판을 650~750℃의 1차 냉각종료온도까지 1~10℃/sec의 1차 냉각속도로 1차 냉각한다. 본 단계는 페라이트 조직의 형성으로 적정한 강의 연성을 확보하기 위한 것이다.
만약, 1차 냉각종료온도가 650℃ 미만이거나 750℃를 초과하는 경우에는 목표하는 강도 및 연성을 확보하기 어렵다. 한편, 1차 냉각속도가 1℃/sec 미만일 경우에는 페라이트 분율이 지나치게 증가하여 목표 강도를 확보하기 어려우며, 반면, 10℃/sec를 초과하는 경우에는 과도한 냉각으로 인해 페라이트 변태가 억제되고, 마르텐사이트 분율의 증가를 초래하여 연성이 급격하게 감소하는 문제가 있다. 또한,
이후, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 440~560℃의 2차 냉각종료온도까지 5~20℃/sec의 2차 냉각속도로 2차 냉각한다.
2차 냉각종료온도는 본 발명에서 중요하게 관리하는 요소 중 하나로, 만약 2차 냉각종료온도가 지나치게 낮을 경우, 목표하는 적정한 베이나이트 분율 확보에 어려움이 있다. 따라서, 상기 2차 냉각종료온도는 440℃ 이상으로 제어함이 바람직하고, 450℃ 이상으로 제어함이 보다 바람직하다. 반면, 2차 냉각종료온도가 지나치게 높을 경우, 과도한 페라이트가 도입되어 목표하는 강도 확보에 어려움이 있다. 따라서, 상기 2차 냉각종료온도는 560℃ 이하로 제어함이 바람직하고, 530℃ 이하로 제어함이 보다 바람직하다.
이후, 상기 2차 냉각종료온도까지 냉각된 냉연강판을 과시효 처리한다. 이때, 과시효 처리 시간은 1~5분인 것이 바람직하고, 2~3분인 것이 보다 바람직하다. 만약, 과시효 처리 시간이 1분 미만인 경우에는 탄소의 불충분한 재분배로 베이나이트 분율이 불충분하여 목표하는 항복비 확보에 어려움이 있고, 5분을 초과하는 경우에는 과도한 베이나이트 형성으로 목표하는 강도 및 연성 확보에 어려움이 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1 및 2의 조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 표 3에 기재된 조건으로 5mpm의 주조 속도로 연속주조하여 80mm 두께의 박 슬라브를 제조하고, 이 박 슬라브를 연연속으로 조압연, 마무리압연, 권취, 냉간압연, 연속 소둔, 냉각 및 과시효 처리하여 냉연강판을 제조하였다. 이때, 박슬라브의 인입온도는 1100℃로, 조압연시 누적 압하율은 63%로, 압연시 압연 속도는 400mpm으로, 마무리 압연온도는 850℃로, 냉간압연시 압하율은 60%로, 1차 냉각종료온도는 650℃, 1차 냉각속도는 5℃/sec로, 2차 냉각속도는 8℃/sec로, 과시효 처리 시간은 3분으로 일정하게 하였다. 여기서, 하기의 강종 A 내지 F는 모두 슬라브 표면 품질이 우수하여 연연속 주조가 가능하였다.
이후, 이렇게 제조된 냉연강판에 대하여 재질, 90°굽힙가공성을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 함께 나타내었다. 이때, 강판의 재질의 측정은 JIS 5호 시편을 폭방향으로 1/4 지점에서 압연 방향과 직각 방향으로 채취되어 측정되었다. 하기 표 4에서, YS, TS, El, YR은 각각 항복강도, 인장강도, 연신율, 항복비를 의미하며, 굽힘가공성의 경우, R/t=0인 경우 "○", R/t>0인 경우 "×"로 평가하였다.
강종 합금 조성(중량%)
C Si Mn P S Al Cu B
A 0.052 0.104 1.590 0.0150 0.0025 0.022 0.051 0.0023
B 0.051 0.104 1.950 0.0160 0.0027 0.025 0.104 0.0023
C 0.059 0.663 2.060 0.0160 0.0045 0.003 0.052 0.0020
D 0.060 0.666 2.230 0.0570 0.0042 0.015 0.098 0.0026
E 0.059 0.197 1.930 0.0150 0.0027 0.039 0.051 0.0033
F 0.059 0.251 1.850 0.0150 0.0030 0.029 0.051 0.0032
강종 합금 조성(중량%) ① ② ③
N Cr Ti Nb V
A 0.0120 0.490 0.097 0.021 0.001 0.019 0.17 0.437
B 0.0110 0.030 0.090 0.011 0.001 0.019 0.19 0.400
C 0.0085 0.510 0.048 0.020 0.001 0.022 0.23 0.224
D 0.0084 0.588 0.013 0.029 0.001 0.021 0.32 0.108
E 0.0120 0.660 0.086 0.021 0.001 0.018 0.20 0.353
F 0.0070 0.490 0.495 0.013 0.001 0.016 0.20 1.934
①= 0.05-(wt%C)+0.01(wt%Si)+0.01(wt%Mn)-0.06(wt%P)+0.01(wt%Cr)
②= {(wt%C)+(wt%Si)/30+(wt%Mn)/20+(wt%P)×2+(wt%S)×4}
③= [{(mol%Ti)+(mol%Nb)+(mol%V)}/{(mol%C)+(mol%N)}]
강종 제조 조건 재질 굽힘 가공성 비고
권취온도(℃) 소둔온도(℃) 과시효 온도(℃) YS TS El YR
A 600 780 440 681 825 18.7 0.83 ○ 발명예1
B 600 780 440 647 827 18.5 0.78 ○ 발명예2
C 600 780 440 424 938 28.0 0.45 ○ 발명예3
500 780 440 489 926 22.5 0.53 ○ 발명예4
600 830 440 404 782 21.1 0.52 ○ 발명예5
600 850 440 406 757 22.4 0.54 × 비교예1
D 600 780 560 357 845 34.3 0.42 ○ 발명예6
500 780 560 360 841 34.7 0.43 ○ 발명예7
E 600 780 560 700 982 15.6 0.71 ○ 발명예8
600 800 560 657 930 14.1 0.71 ○ 발명예9
600 800 400 368 729 21.4 0.5 × 비교예2
600 850 560 384 747 21.4 0.51 × 비교예3
F 600 800 560 250 470 33.0 0.53 × 비교예4
600 800 400 228 465 34.3 0.49 × 비교예5
표 3을 참조할 때, 본 발명이 제안하는 합금 조성 및 제조 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 9의 경우, 박 슬라브의 표면 품질이 우수하여 연연속 주조가 가능할 뿐만 아니라, 780MPa 이상의 인장강도를 가져 강도가 매우 우수하고, 90°굽힘가공에서 크랙이 발생하지 않아 굽힘 가공성이 매우 우수함을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1 및 3은 소둔 온도가 너무 높고, 비교예 2는 과시효 온도가 너무 낮아, 굽힘 가공성 및 용접성이 열위하게 나타났으며, 비교예 4 및 5는 관계식 3을 만족하지 않아 강도가 열위하게 나타났다.
도 2는 본 발명의 발명예 1에 따른 냉연강판을 경면 처리한 후, 미세조직을 관찰한 (a) 광학현미경 사진 및 (b) EBSD 이미지이고, 도 3은 본 발명의 발명예 8에 따른 냉연강판을 경면 처리한 후, 미세조직을 관찰한 (a) 광학현미경 사진 및 (b) EBSD 이미지이다. 제시된 EBSD 사진에서 검은색 부분은 마르텐사이트 조직, 밝은 회색 부분은 페라이트 조직, 회색 부분은 동일한 방위의 베이나이트 래스를 갖는 베이나이트 조직에 해당한다. 도 2 및 3을 참조할 때, 본 발명에 따른 냉연강판은 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트를 포함하는 복합조직을 가짐을 확인할 수 있으며, 마르텐사이트에 비하여 베이나이트의 면적분율이 더 높게 나타남을 확인할 수 있다.

Claims (13)

  1. 중량 %로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.01~0.7%, Mn: 1.5~2.3%, P: 0.001~0.06%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cu: 0.0001~0.15%, B: 0.0001~0.005%, N: 0.001~0.013%, Cr: 0.001~0.7%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 C, Si, Mn, P 및 Cr의 함량은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 C, Si, Mn, P 및 S의 함량은 하기 관계식 2를 만족하며,
    (Cu.Mn)S 개재물을 포함하며, 상기 (Cu,Mn)S 개재물의 평균 크기는 20nm 이하(0nm 제외)이고,
    인장강도가 780MPa 이상인 고강도 냉연강판.
    [관계식 1]
    0.001≤0.05-(wt%C)+0.01(wt%Si)+0.01(wt%Mn)-0.06(wt%P)+0.01(wt%Cr)≤0.025
    [관계식 2]
    0.1≤{(wt%C)+(wt%Si)/30+(wt%Mn)/20+(wt%P)×2+(Wt%S)×4}≤0.5
    (여기서, 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미함)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 C, N, Ti, Nb 및 V의 함량은 하기 관계식 3을 만족하는 고강도 냉연강판.
    [관계식 3]
    0.03≤[{(mol%Ti)/+(mol%Nb)+(mol%V)}/{(mol%C)+(mol%N)}≤0.8
    (여기서, 소괄호는 각각 해당 원소의 중량%를 해당 원소의 원자량으로 나눈 값을 의미함)
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 냉연강판의 미세조직으로 면적분율로, 30~55%의 페라이트(ferrite), 25~65%의 베이나이트(bainite) 및 5~20%의 마르텐사이트(martensite)를 포함하는 고강도 냉연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 TiC 및 (Ti,Nb)CN 석출물을 포함하며, 상기 TiC 및 (Ti,Nb)CN 석출물의 평균 크기는 20nm 이하(0nm 제외)인 고강도 냉연강판.
  5. 삭제
  6. 삭제
  7. 중량 %로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.01~0.7%, Mn: 1.5~2.3%, P: 0.001~0.06%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cu: 0.0001~0.15%, B: 0.0001~0.005%, N: 0.001~0.013%, Cr: 0.001~0.7%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Si, Mn, P 및 Cr의 함량은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 C, Si, Mn, P 및 S의 함량은 하기 관계식 2를 만족하는 용강을 4.5~7mpm의 속도로 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브를 200~600mpm의 범위 내에서 등속으로 조압연 및 마무리압연하고, 상기 마무리압연시 800~880℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 500~650℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 40~75%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 780~830℃에서 연속 소둔하는 단계;
    상기 연속 소둔된 냉연강판을 650~750℃의 1차 냉각종료온도까지 1~10℃/sec의 1차 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 440~560℃의 2차 냉각종료온도까지 5~20℃/sec의 2차 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 상기 2차 냉각종료온도에서 과시효 처리하는 단계를 포함하며,
    상기 과시효 처리된 냉연강판의 인장강도는 780MPa 이상인 고강도 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    0.001≤0.05-(wt%C)+0.01(wt%Si)+0.01(wt%Mn)-0.06(wt%P)+0.01(wt%Cr)≤0.025
    [관계식 2]
    0.1≤{(wt%C)+(wt%Si)/30+(wt%Mn)/20+(wt%P)×2+(Wt%S)×4}≤0.5
    (여기서, 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미함)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 박 슬라브는 30~150mm의 두께를 갖는 고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 조압연시, 박 슬라브의 인입온도는 1000~1200℃인 고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 조압연시, 누적 압하율은 60~90%인 고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서,
    상기 권취 후, 상기 열연강판을 산세하는 단계를 더 포함하는 고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각종료온도는 450~530℃인 고강도 냉연강판의 제조방법.
  13. 제 7항에 있어서,
    상기 과시효 처리시, 과시효 처리 시간은 1~5분인 고강도 냉연강판의 제조방법.
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